Титан ВТ14

Марка: ВТ14	Класс: Титановый деформируемый сплав
Использование в промышленности: детали, длительно работающие при температуре до 400°C ; класс по структуре α+β

Химический состав в % сплава ВТ14
Fe	до 0,3
C	до 0,1
Si	до 0,15
Mo	2,5 - 3,8
V	0,9 - 1,9
N	до 0,05
Ti	86,635 - 93,1
Al	3,5 - 6,3
Zr	до 0,3
O	до 0,15
H	до 0,015

Дополнительная информация и свойства

Термообработка: Закалка и старение

Твердость материала: HB 10 -1 = 255 - 341 МПа

Свариваемость материала: без ограничений.

Механические свойства сплава ВТ14 при Т=20oС
Прокат	Размер	Напр.	σв(МПа)	sT (МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (кДж / м2)
Штамповка			850-900		10-15
Лист тонкий			900-1070		8-10
Штамповка			1250-1300		6-15	20-40	500
Лист тонкий			1200-1400

Физические свойства сплава ВТ14
T (Град)	E 10- 5 (МПа)	a 10 6 (1/Град)	l (Вт/(м·град))	r (кг/м3)	C (Дж/(кг·град))	R 10 9 (Ом·м)
20	1.1		8.37	4520
100		8	9.21
200		8.2	10.47		0.544
300		8.5	11.72		0.586
400		8.8	12.92		0.628
500		8.9	13.82		0.67
600		8.7			0.712

Особенности термообработки титана ВТ14 (и близких сплавов типа ВТ16): свойства двухфазных а + в - сплавов после закалки зависят от температуры нагрева под закалку. Так, для сплава ВТ14 при температуре закалки 700° С структура состоит из а + в-фаз. С повышением температуры закалки количество в-фазы непрерывно увеличивается. При 850°С в-фаза становится настолько нестабильной, что при закалке частично переходит в мартенситную а`-фазу. При закалке с 900° С в-фаза практически не фиксируется. Максимальная прочность сплава ВТ14 после старения достигается при температурах закалки 900-940° С, а для сплава ВТ16 - при 860° С. Для обоих сплавов эти температуры соответствуют границе перехода а + в → в.

Второй стадией упрочняющей термической обработки является старение, т. е. повторный нагрев до температур ниже температуры закалки (450-650°С). Упрочнение в процессе старения вызывает распад нестабильных фаз, зафиксированных закалкой с выделением дисперсных частиц (например, а-фазы или интерметаллидной фазы). При этом образуются термодинамически более устойчивые структуры по сравнению с теми, которые были получены при закалке.

Кинетика процессов старения в закаленных сплавах зависит от многих факторов, из которых основными являются: система легирования, концентрация легирующих элементов, исходное соотношение в- и а-фаз, температура, при которой происходит старение, и др.

Экспериментальные данные показывают, что с увеличением содержания в сплаве в-стабилизирующего элемента до критического состава повышается прочность сплава в закаленном и состаренном состояниях. Сплавы критического состава могут быть термически обработаны до наибольшей прочности. Основными фазами в структуре закаленных сплавов являются в_нестаб и а`. Поэтому их распад в процессе старения оказывает решающее влияние на свойства сплава.

Образование конечных равновесных структур является завершающей стадией промежуточных процессов. Например, после старения могут быть зафиксированы только две фазы - в_стаб и а, Хотя на промежуточной стадии распад в-фазы шел с образованием ω-фазы. В этом случае различают три стадии: период предвыделения; образование ω - фазы (и других промежуточных фаз); переход метастабильных промежуточных фаз (в том числе ω - фазы) в стабильные фазы.вв

Период предвыделения характеризуется образованием концентрационной субмикронеоднородности пересыщенного твердого в-раствора в результате диффузионных процессов. В этот период в-фаза подготовляется в распаду.

Для сплавов с элементами, не образующими эвтектоидов, процессы старения в случае образования ω-фазы на промежуточной стадии при температуре ниже 500° С могут быть представлены схемой

в_нестаб → в + в_обогащ → в + в_обогащ + a → в + в_стаб+ а.

При более высоких температурах старения происходит диффузионное в→а-превращение.

В разных сплавах, несмотря на то, что конечные продукты распада одинаковы - а + в, старение может протекать различно. Это явление характерно, например, для двухфазных а + в-сплавов ВТ14 и ВТ16.

Сплав ВТ14, состоящий после закалки из смеси фаз в и а`, распадается по схеме

в_нестаб → в_нестаб → + а → а + в

а`→ а_обогащ + а → а + в_нестаб → а + в.

В сплаве ВТ16 после закалки фиксируются а"- и в-фазы. Распад а"-фазы при старении протекает по схеме

а" → а"_обогащ + а → а + в_нестаб → а + в.

Из диаграммы изотермического превращения титановых сплавов следует, что устойчивость нестабильной в-фазы меняется по закону С-образной кривой.

Ф. Л. Локшин, исследуя процессы изотермического распада Р-фазы в сплавах ВТЗ-1, ВТ14, ВТ16 и ВТ15, установил, что в зависимости от химического состава твердого раствора диаграммы изотермического превращения в титановых сплавах можно разделить на две группы: с одной и двумя С-образными кривыми. Одну С-образную кривую имеют сплавы, с концентрацией легирующих элементов больше критической (например, сплав ВТ 15). Две С-образные кривые характерны для сплавов, у которых после закалки из в-области получается мартенситная структура (например, сплавы ВТЗ-1, ВТ14, ВТ16).

Одним из резервов повышения прочности титановых сплавов является применение сплавов критического состава. Эти сплавы очень чувствительны к термической обработке, особенно к скорости охлаждения с высокой температуры. В зависимости от требований, предъявляемых к конструкции, сплавы можно упрочнять на очень высокую прочность (δ_в= 150-170 кгс/мм²) или на высокую прочность и удовлетворительную пластичность.

В. Н. Моисеев с сотрудниками установили, что характер изменения прочности двухфазных сплавов, закаленных из в- или а + в-области, или закаленных и состаренных, представляет собой кривую с максимумом вблизи критических составов.

В США применяют сплав критического состава: Ti - 16%, V - 2,5 А1. Как правило, сплавы критического состава обладают низкой термостабильностью и их используют в качестве конструкционного материала для узлов, не работающих при высокой температуре.

Термообработка титана ВТ14 после сварки: сварные соединения сплава ВТ14 отжигают при температурах 750-850° С. Нагрев сварных соединений сплава ВТ14 при 830° С в течение 15 мин устраняет интеркристаллитные трещины, которые обнаружены в швах и околошовной зоне после приложения нагрузки сразу после сварки. Отжиг необходим и для тонколистовых конструкций, сваренных без присадочной проволоки. Отжиг при 750° С емкостей из сплава ВТ14 толщиной 2 мм позволил получить в_к/в_обр>1. Однако по данным А. И. Хорева и Б. А. Дроздовского чувствительность к образованию трещин в швах сплава ВТ14 даже после отжига на 20-30% выше, чем у основного металла. На этом основании ими сделан вывод о необходимости во всех случаях располагать швы на утолщениях.

Проведены исследования влияния отжига на свойства сварных соединений сплава ВТ14 толщиной 12 и 24 мм, выполненных электронным лучом. Свойства сварных соединений в состоянии после сварки и отжига приведены в табл. 26.

Таблица 26

Механические свойства соединений из сплава ВТ14 после сварки и отжига

Термическая обработка	δ, мм	σв, кгс/мм²	aн, кгс⋅м/см²
После сварки	12	88,5‒89,9	2,9‒4,1
		89,5	3,4
Отжиг 750 °С, 1 ч охлаждение на воздухе		‒	7,5‒8,7
			8,2
Отжиг 925 °С, 1 ч, охлаждение на воздухе		‒	7,2‒8,0
			7,5
Основной металл (состояние поставки)		88,5‒86,3	11,5‒13,7
		86,1	12,5
После сварки	24	102‒104	2,1‒3,1
		102,7	2,7
Отжиг 750 °С, 1 ч, охлаждение на воздухе		‒	5,9‒8,0
			6,9
Отжиг 925 °С, ч охлаждение на воздухе		‒	7,6‒9,7
			8,9
Основной металл (состояние поставки)		97,5‒101,5	8,5‒9,2
		100	8,8

Примечание. В числителе приведены минимальные и максимальные значения, в знаменателе - средние.

Как видно из табл. 26, соединения после сварки равнопрочны основному металлу. Ударная вязкость при толщине образцов 12 мм уменьшилась более чем в 3 раза (до 3,5 кгс•м/см² при значениях для основного металла 12 кгс•м/см²). Отжиг позволяет повысить а_н сварных соединений до 7,5-8 кгс-м/см².

Сварные соединения сплава ВТ14 толщиной 24 мм следует отжигать при более высокой температуре (>900° С), что, по-видимому, вызвано большим содержанием алюминия (5,1%) в основном металле.

Повышение ударной вязкости сварных соединений при отжиге обусловлено структурными изменениями в металле шва. В состоянии после сварки швы мелкозернисты с дисперсными иглами а`-фазы внутри зерен (рис. 44). Отжиг способствует образованию более равновесной двухфазной структуры с более крупными продуктами внутризеренного распада.